2E12铝合金是与美国2524合金成分相近的一种新型国产航空铝合金，其板材具有优良的断裂韧性、卓越的抗疲劳损伤性能，是目前国产大飞机蒙皮的首选材料^[1-3]。出于经济性和安全性的考虑，大型飞机必须采用大尺寸结构件进行组装以减少铆接带来的增重和焊接所造成的强度损失^[1]。蒙皮材料是飞机上应用最为广泛的结构材料，其用量占机重的50%以上。大尺寸蒙皮材料的生产一直是工程界的难点^{[4, 5]}，并严重制约着国产大飞机的发展^{[1, 3]}。因此，针对大型2E12铝合金板材的生产加工问题开展研究就显得尤为重要。

在2E12铝合金板材的生产过程中，热变形是一个关键步骤^[6-8]。黄裕金等^[9]针对2E12合金在热变形过程中的流变应力开展研究，其结果显示合金的流变应力随着变形温度的升高而降低，随着应变速率的提高而增大。此外，李立等^[10]研究了2524合金在0.01~10s^-1应变速率下的热压缩行为，研究结果表明，合金在440~500℃，0.01~0.02s^-1变形条件下具有较好的成形性能。Zhan等^[11]研究了2524合金的蠕变成形问题并发现晶内弥散分布的第二相粒子会显著影响合金的动态再结晶行为。

尽管研究人员对于2E12合金的热变形行为开展了一定研究，但是这些研究仅局限于小型铸锭。相比于小型铸锭，大型2E12合金铸锭中可能存在的问题往往完全不同。小型铸锭可以在接近过烧的温度下进行长时间均匀化处理消除合金中的共晶组织。但对于大型铸锭而言，由于控温难，为避免过烧，往往采用较低的均匀化温度，这可能导致铸锭在经过均匀化处理后仍保留一定的共晶组织^[12]。此外，由于2E12合金的合金化程度较高，经过均匀化处理后，合金中的溶质元素处于高度的饱和状态。在随后的冷却过程中，小型铸锭由于冷却速率快，溶质元素来不及脱溶，形成过饱和固溶体合金；而大型铸锭由于冷却速率非常缓慢，溶质元素以析出相的形式大量脱溶^[13]，形成富含粗大析出相的合金铸锭。综上所述，共晶组织和粗大析出相这两种组织都可能存在于2E12合金的大型铸锭中，并对合金随后的热变形行为产生显著影响。目前为止，针对这两种组织特征对于合金热变形行为的影响的研究还鲜见报道。

为此，本工作通过不同的热处理制度获得富含大量共晶组织、过饱和固溶体以及富含粗大析出相3种不同组织特征的2E12合金铸锭，并利用Gleeble-1500热模拟试验机对3种合金的热变形行为进行研究，分析对比合金初始组织特征对其热变形行为的影响规律。

1 实验材料与方法

实验所用的2E12合金铸锭由西南铝业(集团)有限责任公司提供。铸锭采用常规的模铸方法获得，铸锭尺寸为400mm×1620mm×2500mm。合金的化学成分为：Al-4.21Cu-1.41Mg-0.58Mn-0.08Fe-0.06Si (质量分数/%)。

实验在铸锭中间部位选取15mm×15mm×10mm的长方体试样。随后将试样置于马弗炉中，通过如表 1所示的热处理方法获得3种不同初始组织状态特征的合金。试样的加热采用先将炉温升至预定温度而后放入试样的方式，其中炉温的控温精度为±2℃。热处理后的淬火转移时间小于5s，随炉冷却速率约为3℃/h。

利用Gleeble-1500对3种不同初始组织的合金分别进行热压缩变形实验。实验采取340，390，440，490℃四个变形温度，采用0.001，0.01，0.1，1，10s^-1五个变形速率，最大变形量均为60%。为了减小试样与挤压杆之间摩擦对应力状态的影响，试样两端涂上75%石墨+20%机油+5%硝酸三甲苯脂做润滑剂。当压缩实验完成后，将样品迅速水冷到室温以保留热变形时的组织。采用FEI Sirion 200场发射扫描电镜(SEM)对合金的第二相以及表面形貌进行观察。

2 结果与分析 2.1 合金初始态的组织特征

图 1(a-1)，(b-1)，(c-1)分别显示了合金经不同热处理后的SEM形貌照片。从图 1(a-1)可以看出，1号合金沿晶界连续分布着众多粗大的骨骼状共晶组织。根据文献可知^{[12, 14]}，合金的这种共晶组织为α(Al)+θ(Al₂Cu)+S (Al₂CuMg)三元共晶。2号合金没有明显的共晶组织，仅保留有很少量的难溶粗大第二相粒子(图 1(b-1))。这说明经双级均匀化处理后，合金中的共晶组织已经充分溶入基体中，合金处于高度的过饱和状态。不同于2号合金，3号合金中晶内分布有大量尺寸在10~40μm的针状第二相粒子，并且晶界上也分布有许多粗大的第二相粒子(图 1(c-1))。这主要是因为在随炉冷却过程中，过饱和固溶体发生分解，析出大量粗大第二相粒子。

3种合金的金相组织照片如图 1(a-2)，(b-2)，(c-2)所示。由于未经过均匀化处理，1号合金呈现一定的枝晶特征(图 1(a-2))。此外，由于偏析严重，合金晶界和晶内的衬度差异非常明显。受到均匀化过程中元素扩散的影响，2号合金晶界和晶内的衬度明显降低(图 1(b-2))。与图 1(c-1)的观察结果一致，3号合金的晶界和晶内都可以看到明显的粗大析出相(图 1(c-2))。整体上来说，3种合金的晶粒尺寸基本相当，均在100~120μm左右。这说明表 1所示的不同热处理制度并没有对合金的晶粒尺寸产生明显影响。

2.2 合金的流变应力

图 2分别给出了340，390，440，490℃四个变形温度下1号合金在不同应变速率变形时的真应力-真应变曲线。由图 2可知，在实验所施加的变形条件下，随着应变量的增加，合金的流变应力都呈现先增加后降低的趋势，并且存在明显的峰值应力。这说明合金在该变形条件下都存在明显的动态软化特征。通过对比可以看出，随着应变速率的增加，合金达到峰值应力所需的应变量逐渐增加。当应变速率为0.001s^-1时，合金峰值应力对应的真实应变量出现在0.03~0.05的范围内。而当应变速率增加到10s^-1时，合金峰值应力对应的真实应变量则增加到0.25~0.35的范围。此外，在相同应变速率下，合金的流变应力随着变形温度的增加而明显降低，这说明在340~490℃的变形条件下，合金的变形行为对变形温度较为敏感。值得注意的是，1号合金的流变应力在部分变形条件下(如490℃/0.001s^-1)存在非常显著的波动，这说明合金在该条件下存在明显的变形失稳。

图 3分别给出了340，390，440℃和490℃四个变形温度下2号合金在不同应变速率变形时的真应力-真应变曲线。可以看出，在340，390，440℃变形时，2号合金的流变应力曲线特征与1号合金相似，都呈现先增加后降低的趋势。但是，在490℃变形时，合金流变应力显示的动态软化特征并不明显。当应变速率小于0.1s^-1时，合金的流变应力甚至呈现明显的加工硬化特征。

图 4分别给出了340，390，440，490℃四个变形温度下3号合金在不同应变速率变形时的真应力-真应变曲线。由图 4可见，3号合金在该变形条件下的流变应力特征与1号合金相似。合金在变形时都存在明显的动态软化特征。随着应变量的增加，合金的流变应力先增加，达到峰值后逐渐降低。但是，不同于1号合金的是，3号合金的流变应力过渡要相对平滑得多。这在一定程度上反映了该合金变形较为平稳。

为了方便比较，实验对3种合金在不同变形条件下的峰值应力进行了总结，如图 5所示。从图中不难发现，除了在490℃/0.001s^-1的变形条件下，3号合金在相同的变形条件下的峰值应力要明显高于1号合金和2号合金的峰值应力值。此外，对比1号合金和2号合金的峰值应力可以发现，在较低的应变速率下(如0.001s^-1≤≤0.1s^-1时)，1号合金的峰值应力更高。而在较高的应变速率下(如=10s^-1时)，2号合金的峰值应力较高。

2.3 合金的高温变形本构方程

金属高温变形理论认为^{[15, 16]}，金属的热变形行为可以用三个主要参数进行描述，即稳态变形阶段的变形速率、变形温度T以及流变应力σ。

在低应力水平下(α σ < 0.8)，合金的流变应力σ和变形速率之间的关系可以用指数关系进行描述，即

(1)

式中：A₁，n₁为与变形温度无关的常数。

在高应力水平下，合金的流变应力σ和变形速率之间的关系可以用幂数关系进行描述，即

(2)

式中：A₂，β也是与变形温度无关的常数。

此外，在所有应力水平下，合金的流变应力σ和变形速率满足如下关系

(3)

式中：A，α，n为与温度无关的常数；R为气体常数，T为绝对温度。α，β，n之间满足α=β/n。

根据式(1)，(2)可知，在同一温度下，ln与lnσ均呈正比的关系。此外，根据式(3)可知，在同一温度下ln和ln[sinh (ασ)]呈正比关系，而在同一应变速率下ln[sinh (ασ)]与1/T成正比关系。将3种合金在不同热变形条件下的峰值应力代入式(1), (2), (3)，然后对各曲线分别进行线性拟合，可求出式中材料常数，结果如表 2所示。

一般认为，金属和合金的热加工变形和高温蠕变一样都存在热激活过程^[17-19]，其热变形行为与变形激活能Q有关。从表 2可以看出，3种合金的热变形激活能存在明显的差异。其中，2号合金的变形激活能最高，为222.1kJ/mol；3号合金的变形激活能最低，为154.9kJ/mol；对于同一种成分的合金，两种不同组织特征合金的变形激活能相差了67.2kJ/mol。这说明，合金的初始组织状态特征对其热变形行为有着非常显著的影响。

在3种合金中，2号合金具有较高的变形激活能。这是因为2号合金处于过饱和固溶体状态。一方面受到Cu, Mg原子对Al基体的固溶强化影响，另一方面大量固溶原子在高温下对位错攀移具有强烈的钉扎作用^[17]，因此2号合金的变形需要较高的变形激活能。相比于3号合金，1号合金具有较高的变形激活能。这主要是由于1号合金中存在大量的共晶组织。这些共晶组织中的θ(Al₂Cu)和S (Al₂CuMg)相属于化合物，相对于合金基体硬度较高并且难以变形。由图 1可以看出，1号合金中的共晶组织沿晶界连续分布且比3号合金中的第二相要粗大得多，因此1号合金的变形需要更高的激活能。3号合金所需的变形激活能较小，这是由于合金中存在非常粗大的第二相粒子，处于明显的过时效状态，合金强度较低，启动变形所需要的能量较小。

根据Zener和Hollomon的理论^[17]，合金在高温下的塑性变形是一个热激活的过程，这一热激活过程可用Z参数来描述。

(4)

对式(4)两边同时取对数可得

(5)

分别将3种不同微结构特征合金不同变形条件下的Z值和σ代入式(5)，可得图 6所示结果。可以看出，图中3种合金在各变形条件下的数据与上述线性关系均吻合较好，其平均相关系数达到0.98以上。

根据式(5)可以推导出，σ的值可以表示为与Z值相关的函数，即

(6)

根据表 2给出的材料常数代入式(6)可以得出3种合金高温变形的流变应力方程，即：

1号合金的流变应力方程为：

式中

2号合金的流变应力方程为:

式中

3号合金的流变应力方程为:

式中

2.4 合金的加工图

根据材料动态模型的观点(Dynamic Materials Model，DMM)，在一定的应变速率和变形温度下，材料的热变形应该满足如下的动态本构方程^[20]：

(7)

式中：K为与温度有关的参数，m为应变速率敏感指数。

应变速率敏感性指数m可由lnσ-ln关系曲线得到。通过对lnσ-ln的关系曲线进行三次函数拟合，能够得到较为精确的m值，如图 7所示。可以看出，3种合金的应变速率敏感指数同应变速率和变形温度之间的关系较为复杂。总体上而言，1号合金的应变速率敏感指数要明显低于其他两种合金。

按照DMM的观点，金属在热变形过程中单位体积所吸收的功P主要包括两部分，即

(8)

式中:G为材料变形过程中的耗散量；J为材料变形过程中的耗散协量；两者为总功率P的两个互补函数。

对于理想线性耗散变形的材料而言，J具有极大值，即J_max=P/2。一般用耗散系数η来描述材料在热变形过程中微结构特征变化所消耗的能量情况。当m值为常数时，可以推出

(9)

将不同变形温度和应变速率条件下的m值代入式(9)即可得到耗散系数η，在将各变形条件下的η值在二维平面上绘制成等高线，就构成材料的功率耗散图。

根据塑性变形的极大值理论^[21]，当耗散函数D()与应变速率之间满足如下关系时，材料会出现变形失稳

(10)

式中，D()表示在给定温度下材料变形过程中的耗散函数。

根据DMM原理^[22]，D()与耗散协变量J相等，因此材料在变形过程中的失稳判据可以用下式表示，即

(11)

将式(9)带入和式(10)和(11)并简化可得材料流变的Prasad失稳判据，即

(12)

在变形温度T和应变速率为横纵坐标构成的二维平面上绘制出ξ()的等值线图就构成了材料在变形时的流变失稳图，图中ξ() < 0的区域被称为流变失稳区域。将失稳图与功率耗散图叠加便形成了加工图。

图 8为3种不同微结构特征合金在真应变为0.6时的加工图。图中的阴影部分区域为流变失稳区域，轮廓线上的数字代表功率耗散效率百分数。从图可以看出，加工图中的功率耗散效率及失稳区域随着合金热变形过程中的应变速率和变形温度的改变而不断变化。这说明在实验所施加的变形条件范围内，合金的变形行为对变形温度和变形速率都非常敏感。

图 8(a)为1号合金真应变为0.6时的加工图。从图中可以看出，1号合金的耗散功率效率值较小，其耗散功率效率大多集中在5%~35%之间。此外，在温度范围(340~490℃)以及应变速率(0.001~10s^-1)的整个加工范围均表现为明显的流变失稳。大量的实验观察也证实，1号合金试样在变形后或多或少都会存在一定数量的微裂纹。

图 8(b)为2号合金真应变为0.6时的加工图。可以明显看出，该合金有两个较大的失稳区域。其中一个失稳区域集中在应变速率为2~10s^-1，温度范围为340~410℃的变形区间；另一个失稳区域位于应变速率为0.001~0.005s^-1，温度范围在440~480℃的变形区间。此外，在温度范围为480~490℃，应变速率分别在0.01~0.001s^-1与1~10s^-1之间时，可以看到功率耗散效率值陡然增加，部分区域的耗散功率最大值超过了60%。通过对热变形后的样品进行观察可以发现，在该区域的变形条件下，试样表面都出现了明显的裂纹，这说明耗散功率效率值的陡然增加是由于合金变形失稳所导致的。

图 8(c)为3号合金真应变为0.6时的加工图。相对于2号合金而言，3号合金的可加工区域更大，且耗散功率效率值也更高一些。该合金的失稳区域集中在，应变速率在0.1~10s^-1之间，温度范围在340~390℃的区间。此外，在温度为490℃，应变速率为0.001s^-1的试样中，也同样发现了开裂的现象。这可能与该变形区间内耗散功率值过高有关。

通过比较3种合金不难发现，3号合金拥有更大的可加工区域以及更理想的耗散功率效率，因此，该合金的热加工性能要优于其他两种微结构特征的合金。

2.5 合金的微观组织分析

为了观察合金在不同变形条件下的变形行为特征，在施加变形前对合金的表面进行抛光处理，然后观察合金变形后的形貌特征。

图 9为3种合金在340℃/10s^-1时变形后SEM表面形貌照片。从图 9(a)可以看出，1号合金在340℃/10s^-1的变形条件下出现了明显的沿晶断裂，而晶粒内部仍然保持非常平整。这说明，在该变形条件下，合金晶内基本未发生变形，变形主要集中在晶界处。结合图 1(a-1)可知，1号合金的这种变形特征主要是因为晶界处富集着大量共晶组织。这些共晶组织非常脆，在快速冲击下非常容易发生破碎，因此导致合金出现明显的沿晶裂纹。相比于1号合金，2号合金在340℃/10s^-1条件下变形更为均匀。从图 9(b)可以明显看出，经过变形后的2号合金表面凹凸不平，这说明合金的变形不单局限于晶界处，晶粒内部也发生了明显的变形。结合图 1(b-1)可知，这主要是因为2号合金的共晶组织已经充分溶解，合金的粗大第二相粒子较少。但是，整体上来看，2号合金晶界附近区域的变形更为明显。相比于2号合金，3号合金表面更为粗糙不平，并且在晶粒内部出现了明显的滑移带(图 9(c))。这说明，3号合金在该条件下晶粒内部发现了显著的变形。结合图 1(c-1)可知，产生这种现象的原因是由于3号合金晶内分布的大量粗大S相阻碍了位错在某个局部区域的长程滑移，从而使得合金变形更为均匀。

图 10为3种合金在490℃/10s^-1时变形后SEM表面形貌照片。如图 10(a)所示，在该变形条件下，1号合金的变形仍然主要集中在晶界处，其变形的失效形式仍然表现为共晶组织的破碎。2号合金(图 10(b))和3号合金(图 10(c))在490℃/10s^-1时的变形特征也与1号合金较为相似，只不过晶界变形特征更为明显。这说明合金在高温下晶界发生明显的弱化。

图 11为3种合金在490℃/0.001s^-1时变形后SEM表面形貌照片。在该变形条件下，1号合金的晶界已经完全弱化，晶界处的共晶组织呈现明显的黏流态变形特征并且可以观测到大量的沿晶裂纹(图 11(a))。相比于490℃/10s^-1变形条件下，2号合金在490℃/0.001s^-1时变形较为均匀，但在部分三叉晶界处观察到了明显的微裂纹(图 11(b))。这可能是由于合金在高温低应变速率下容易发生晶界滑移。相比于1号和2号合金，3号合金在490℃/0.001s^-1时变形更为均匀(图 11(c))。

3 结论

(1)合金的组织特征对其流变行为有显著影响，3种合金的流变应力方程分别为富含共晶组织合金：

过饱和固溶体合金：

富含粗大析出相合金：

(2)在3种合金中，富含共晶组织合金的可加工范围最小，在340~490℃/0.001~10s^-1的整个加工范围均表现为明显的流变失稳。过饱和固溶体合金在340~410℃/2~10s^-1和440~480℃/0.001~0.005s^-1存在两个明显的变形失稳区间。富含粗大析出相合金在3种合金中具有最大的可加工范围，其变形失稳区域集中在340~390℃/0.1~10s^-1。

(3)富含共晶组织合金在10s^-1应变速率下的失稳主要源于晶界处共晶组织的破碎，而在490℃/0.001s^-1变形时的失稳源于共晶组织粘流变形而产生的沿晶裂纹。过饱和固溶体合金在490℃/0.001s^-1变形时的失稳主要源于晶界滑移而导致的晶界开裂。富含粗大析出相合金在3种合金中变形最为均匀。